JPH0673560A - 被覆超硬合金部材およびその製造方法 - Google Patents
被覆超硬合金部材およびその製造方法Info
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- JPH0673560A JPH0673560A JP5083438A JP8343893A JPH0673560A JP H0673560 A JPH0673560 A JP H0673560A JP 5083438 A JP5083438 A JP 5083438A JP 8343893 A JP8343893 A JP 8343893A JP H0673560 A JPH0673560 A JP H0673560A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 切削工具としての耐摩耗性を劣化させること
なく、耐欠損性を向上させることができる。 【構成】 １種以上の鉄族金属を結合合金とし、周期律
表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物などを硬質相と
する超硬合金母材の表面に、被覆層２を有している。硬
質相は、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化物、炭
窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１種以上とＷＣとを含
む。この超硬合金の母材の切刃稜線部１の最表面には、
ＷＣおよび鉄族金属のみからなる層３を有している。被
覆層２は、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化
物などから選ばれた１種以上の単層または多重層であ
る。
なく、耐欠損性を向上させることができる。 【構成】 １種以上の鉄族金属を結合合金とし、周期律
表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物などを硬質相と
する超硬合金母材の表面に、被覆層２を有している。硬
質相は、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化物、炭
窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１種以上とＷＣとを含
む。この超硬合金の母材の切刃稜線部１の最表面には、
ＷＣおよび鉄族金属のみからなる層３を有している。被
覆層２は、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化
物などから選ばれた１種以上の単層または多重層であ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、切削工具などに使用さ
れる被覆超硬合金部材およびその製造方法に関し、特
に、強靭かつ耐摩耗性に優れた被覆超硬合金部材および
その製造方法に関するものである。
れる被覆超硬合金部材およびその製造方法に関し、特
に、強靭かつ耐摩耗性に優れた被覆超硬合金部材および
その製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】超硬合金の表面に炭化チタンなどの被覆
層を蒸着した被覆超硬合金は、母材の靭性と表面の耐摩
耗性を兼備えるため、鋼、鋳物などの切削加工におい
て、高能率切削工具として多く用いられている。
層を蒸着した被覆超硬合金は、母材の靭性と表面の耐摩
耗性を兼備えるため、鋼、鋳物などの切削加工におい
て、高能率切削工具として多く用いられている。
【０００３】近年、切削工具の切削効率の高度化が進ん
でいる。切削効率は、切削速度（Ｖ）と送り量（ｆ）と
の積によって決定される。Ｖを上昇させると、工具寿命
が急速に低下する。そのため、ｆを大きくすることによ
って切削効率の向上が図られてきた。ｆを大きくするこ
とによって切削効率の向上を図るためには、切削工具の
母材として、高い切削応力に対応可能な強靭な材料を用
いることが要求される。
でいる。切削効率は、切削速度（Ｖ）と送り量（ｆ）と
の積によって決定される。Ｖを上昇させると、工具寿命
が急速に低下する。そのため、ｆを大きくすることによ
って切削効率の向上が図られてきた。ｆを大きくするこ
とによって切削効率の向上を図るためには、切削工具の
母材として、高い切削応力に対応可能な強靭な材料を用
いることが要求される。
【０００４】切削工具において、耐摩耗性と耐欠損性と
いう相反する特性を両立させることによって切削特性を
向上させるため、従来からいくつかの提案がなされてい
る。その例として、超硬合金の最表面に鉄族金属の量が
合金内部に比べて多い層（結合相富化層）を有するも
の、超硬合金の最表面にＷＣと結合金属のみからなる層
（脱β層）を有するもの、あるいは合金内部に比べて硬
度が低下した領域（硬度低下層）を有するものをそれぞ
れ母材とすることにより、耐摩耗性と耐欠損性の向上を
図ることが提案されてきた。
いう相反する特性を両立させることによって切削特性を
向上させるため、従来からいくつかの提案がなされてい
る。その例として、超硬合金の最表面に鉄族金属の量が
合金内部に比べて多い層（結合相富化層）を有するも
の、超硬合金の最表面にＷＣと結合金属のみからなる層
（脱β層）を有するもの、あるいは合金内部に比べて硬
度が低下した領域（硬度低下層）を有するものをそれぞ
れ母材とすることにより、耐摩耗性と耐欠損性の向上を
図ることが提案されてきた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記従
来技術では、図１に示すような切刃の、特に角になって
いる切刃稜線部１においては、脱β層が全く生成され
ず、角の周辺部でもその厚みが極端に薄くなってしまう
という問題がある。また、切刃稜線部１では結合相が減
少し、硬質相が増加することによって、硬度が合金内部
よりも高くなっているため、十分な耐摩耗性と耐欠損性
を得ることは不可能であった。さらに、これらの被覆超
硬合金における被覆方法として、一般に使用されている
化学蒸着法を用いた場合、角になった切刃稜線部１では
被覆層形成時に母材の炭素との反応によって、もろいη
相が生じる。そのため、耐欠損性が低下したり、η相部
分とともに被覆層が脱落し、摩耗が進行する原因となる
という問題があった。
来技術では、図１に示すような切刃の、特に角になって
いる切刃稜線部１においては、脱β層が全く生成され
ず、角の周辺部でもその厚みが極端に薄くなってしまう
という問題がある。また、切刃稜線部１では結合相が減
少し、硬質相が増加することによって、硬度が合金内部
よりも高くなっているため、十分な耐摩耗性と耐欠損性
を得ることは不可能であった。さらに、これらの被覆超
硬合金における被覆方法として、一般に使用されている
化学蒸着法を用いた場合、角になった切刃稜線部１では
被覆層形成時に母材の炭素との反応によって、もろいη
相が生じる。そのため、耐欠損性が低下したり、η相部
分とともに被覆層が脱落し、摩耗が進行する原因となる
という問題があった。
【０００６】超硬合金の強度を向上する方法として、合
金中の結合相の量を多くする方法がある。しかしなが
ら、結合相の量の増加によって靭性の向上にはつながる
ものの、高い切削速度の条件下においては刃先温度が高
くなるため、刃先に塑性変形が生じる。
金中の結合相の量を多くする方法がある。しかしなが
ら、結合相の量の増加によって靭性の向上にはつながる
ものの、高い切削速度の条件下においては刃先温度が高
くなるため、刃先に塑性変形が生じる。
【０００７】また、合金中のＴｉ，Ｔａなどの添加物を
増加することによって、超硬合金の耐熱性を向上させて
工具寿命を改善する方法がある。しかしながらこの方法
には、合金強度の著しい低下を招くという欠点がある。
増加することによって、超硬合金の耐熱性を向上させて
工具寿命を改善する方法がある。しかしながらこの方法
には、合金強度の著しい低下を招くという欠点がある。
【０００８】本発明の１つの目的は、耐摩耗性を劣化さ
せることなく、耐欠損性を大幅に向上させた被覆超硬合
金部材を提供することにある。
せることなく、耐欠損性を大幅に向上させた被覆超硬合
金部材を提供することにある。
【０００９】本発明の他の目的は、高能率の切削加工に
おいても、耐摩耗性と靭性との両方を兼備えた被覆超硬
合金部材を提供することにある。
おいても、耐摩耗性と靭性との両方を兼備えた被覆超硬
合金部材を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段およびその作用】本発明の
第１の局面における被覆超硬合金部材は、１種以上の鉄
族金属を結合金属とし、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ
族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸窒化物から選
ばれた１種以上を硬質相とする超硬合金母材の表面に、
被覆層を有している。その硬質相は、Ｚｒおよび／また
はＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸窒化物より選
ばれた１種以上と、ＷＣとを含む。この超硬合金部材の
切刃稜線部の最表面には、ＷＣおよび鉄族金属のみから
なる層を有する。被覆層は、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、Ｖ
ＩＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硼化
物、および酸化アルミニウムから選ばれた１種以上の材
料からなる、単層または多重層からなっている。
第１の局面における被覆超硬合金部材は、１種以上の鉄
族金属を結合金属とし、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ
族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸窒化物から選
ばれた１種以上を硬質相とする超硬合金母材の表面に、
被覆層を有している。その硬質相は、Ｚｒおよび／また
はＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸窒化物より選
ばれた１種以上と、ＷＣとを含む。この超硬合金部材の
切刃稜線部の最表面には、ＷＣおよび鉄族金属のみから
なる層を有する。被覆層は、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、Ｖ
ＩＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硼化
物、および酸化アルミニウムから選ばれた１種以上の材
料からなる、単層または多重層からなっている。
【００１１】この構造により、切刃稜線部においても脱
β層が生成されるため、耐摩耗性を劣化させることな
く、耐欠損性を向上させることができる。
β層が生成されるため、耐摩耗性を劣化させることな
く、耐欠損性を向上させることができる。
【００１２】本発明の被覆超硬合金部材の好ましい実施
例においては、母材表面におけるＷＣおよび鉄族金属の
みからなる層の厚さが、切刃稜線部を構成する平坦部に
おいて５〜５０μｍ、切刃稜線部において、平坦部での
厚さの０．１〜１．４倍になっている。
例においては、母材表面におけるＷＣおよび鉄族金属の
みからなる層の厚さが、切刃稜線部を構成する平坦部に
おいて５〜５０μｍ、切刃稜線部において、平坦部での
厚さの０．１〜１．４倍になっている。
【００１３】本発明の第２の局面のおける被覆超硬合金
部材は、上記第１の局面における被覆超硬合金部材の切
刃稜線部の最表面に、ＷＣおよび鉄族金属のみからなる
層を有していたのに対して、母材の切刃稜線部の最表面
に、結合金属が合金内部に比べて多い結合相富化層を有
している点を特徴とし、その他の構造は上記第１の局面
における被覆超硬合金部材と同様である。
部材は、上記第１の局面における被覆超硬合金部材の切
刃稜線部の最表面に、ＷＣおよび鉄族金属のみからなる
層を有していたのに対して、母材の切刃稜線部の最表面
に、結合金属が合金内部に比べて多い結合相富化層を有
している点を特徴とし、その他の構造は上記第１の局面
における被覆超硬合金部材と同様である。
【００１４】この構造によっても、切刃稜線部のように
角になった部分においても結合相富化層および硬度低下
層が生成されるため、やはり耐摩耗性を劣化させること
なく耐欠損性を向上させることができる。
角になった部分においても結合相富化層および硬度低下
層が生成されるため、やはり耐摩耗性を劣化させること
なく耐欠損性を向上させることができる。
【００１５】この被覆超硬合金部材の好ましい実施例に
おいては、結合相富化層の厚さを、切刃稜線部を構成し
ている面の平坦部において５〜１００μｍ、切刃稜線部
において平坦部での厚さの０．１〜１．４倍とされる。
この倍率が０．１倍未満では、耐摩耗性は維持される
が、耐欠損性については従来の富化層のない合金と同じ
程度にまで劣化してしまう。逆に１．４倍を越えると、
耐欠損性は従来品に比べて大幅に向上されるが、耐摩耗
性が劣化してしまう。また、切刃稜線部の被覆層直下の
母材表面から深さ２〜５０μｍのまでの範囲における鉄
族金属の量を、重量比で、合金内部に比べて１．５〜５
倍とすることが好ましい。この倍率が１．５倍未満にお
いては、耐摩耗性は維持されるが、耐欠損性が十分に向
上せず、逆に５倍を越えると、耐欠損性は向上するもの
の、耐摩耗性が劣化してしまう。
おいては、結合相富化層の厚さを、切刃稜線部を構成し
ている面の平坦部において５〜１００μｍ、切刃稜線部
において平坦部での厚さの０．１〜１．４倍とされる。
この倍率が０．１倍未満では、耐摩耗性は維持される
が、耐欠損性については従来の富化層のない合金と同じ
程度にまで劣化してしまう。逆に１．４倍を越えると、
耐欠損性は従来品に比べて大幅に向上されるが、耐摩耗
性が劣化してしまう。また、切刃稜線部の被覆層直下の
母材表面から深さ２〜５０μｍのまでの範囲における鉄
族金属の量を、重量比で、合金内部に比べて１．５〜５
倍とすることが好ましい。この倍率が１．５倍未満にお
いては、耐摩耗性は維持されるが、耐欠損性が十分に向
上せず、逆に５倍を越えると、耐欠損性は向上するもの
の、耐摩耗性が劣化してしまう。
【００１６】さらに、被覆層直下の母材表面から深さ２
〜５０μｍまでの範囲に、合金内部に比較して硬度が低
下した硬度低下層を生成することによっても、耐摩耗性
を劣化させることなく、耐欠損性を向上させることがで
きる。
〜５０μｍまでの範囲に、合金内部に比較して硬度が低
下した硬度低下層を生成することによっても、耐摩耗性
を劣化させることなく、耐欠損性を向上させることがで
きる。
【００１７】また、被覆超硬合金母材の内部硬度が５０
０ｇ荷重のビッカース硬度（Ｈｖ）で１３００〜１７０
０ｋｇ／ｍｍ2 であり、かつ切刃稜線部の硬度低下層に
おける硬度が内部硬度の０．６〜０．９５倍であること
が望ましい。その倍率が内部硬度の０．６倍未満である
場合、耐摩耗性劣化の傾向が見られ、逆に０．９５倍を
越えると耐欠損性の向上が少なくなる。
０ｇ荷重のビッカース硬度（Ｈｖ）で１３００〜１７０
０ｋｇ／ｍｍ2 であり、かつ切刃稜線部の硬度低下層に
おける硬度が内部硬度の０．６〜０．９５倍であること
が望ましい。その倍率が内部硬度の０．６倍未満である
場合、耐摩耗性劣化の傾向が見られ、逆に０．９５倍を
越えると耐欠損性の向上が少なくなる。
【００１８】上述した第１および第２の局面における被
覆超硬合金部材によれば、切刃稜線部を含めた母材最表
面に、脱β層、結合相富化層、あるいは硬度低下層を有
する構造において、硬質相がＺｒおよび／またはＨｆの
炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる１種以上と、Ｖ
Ｂ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる１種
以上の固溶体とを含み、さらにＷＣを含むことにより、
さらに耐摩耗性および耐塑性変形性を向上させることが
できる。
覆超硬合金部材によれば、切刃稜線部を含めた母材最表
面に、脱β層、結合相富化層、あるいは硬度低下層を有
する構造において、硬質相がＺｒおよび／またはＨｆの
炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる１種以上と、Ｖ
Ｂ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれる１種
以上の固溶体とを含み、さらにＷＣを含むことにより、
さらに耐摩耗性および耐塑性変形性を向上させることが
できる。
【００１９】これは、このような組成のものを用いるこ
とによって、脱β層、結合相富化層などの母材表層領域
から深さ１〜２００μｍまでの範囲にわたって、内部に
比べて硬度が高い領域が生じ、これによって耐塑性変形
性が向上するからである。この耐塑性変形性の向上は、
母材表層領域から深さ１〜２００μｍまでの範囲にわた
って硬度の高い５ａ族金属の炭化物、窒化物または炭窒
化物より選ばれる１種以上の金属成分が、母材内部と比
較して増加していることに起因している。
とによって、脱β層、結合相富化層などの母材表層領域
から深さ１〜２００μｍまでの範囲にわたって、内部に
比べて硬度が高い領域が生じ、これによって耐塑性変形
性が向上するからである。この耐塑性変形性の向上は、
母材表層領域から深さ１〜２００μｍまでの範囲にわた
って硬度の高い５ａ族金属の炭化物、窒化物または炭窒
化物より選ばれる１種以上の金属成分が、母材内部と比
較して増加していることに起因している。
【００２０】このような硬度が高い母材表層部直下近傍
の領域の厚さは、１〜２００μｍが望ましい。その厚さ
が１μｍ未満では、そのような硬度が高い領域がない状
態と変わることがなく、また２００μｍを越えると、耐
摩耗性および耐塑性変形性に対する効果は大きくなる
が、耐欠損性が不足する傾向となる。
の領域の厚さは、１〜２００μｍが望ましい。その厚さ
が１μｍ未満では、そのような硬度が高い領域がない状
態と変わることがなく、また２００μｍを越えると、耐
摩耗性および耐塑性変形性に対する効果は大きくなる
が、耐欠損性が不足する傾向となる。
【００２１】また、そのような硬度が高い領域の最高硬
度は、Ｈｖ硬度、荷重５００ｇで表わした場合に、１４
００〜１９００ｋｇ／ｍｍ2 の範囲であることが望まし
い。最高硬度の範囲が１４００ｋｇ／ｍｍ2 未満では耐
欠損性に対する効果は大きくなるが、耐摩耗性および耐
塑性変形性が不足する傾向となり、逆に１９００ｋｇ／
ｍｍ2 を越えると、耐摩耗性および耐塑性変形性に対す
る効果は大きくなるが、耐欠損性が不足する傾向とな
る。
度は、Ｈｖ硬度、荷重５００ｇで表わした場合に、１４
００〜１９００ｋｇ／ｍｍ2 の範囲であることが望まし
い。最高硬度の範囲が１４００ｋｇ／ｍｍ2 未満では耐
欠損性に対する効果は大きくなるが、耐摩耗性および耐
塑性変形性が不足する傾向となり、逆に１９００ｋｇ／
ｍｍ2 を越えると、耐摩耗性および耐塑性変形性に対す
る効果は大きくなるが、耐欠損性が不足する傾向とな
る。
【００２２】上記第１あるいは第２の局面における被覆
超硬合金は、次のような方法により製造される。まず被
覆超硬合金母材を焼結した後に、脱β層、結合相富化層
あるいは硬度低下層が残存する範囲内において、母材稜
線部を研摩して角落としするか、あるいは、予め金型プ
レスによって母材稜線部を角落としされた形状にプレス
成形した後、焼結する。この場合の角落としには、母材
稜線部を面取りすることや、湾曲面に形成することが含
まれる。
超硬合金は、次のような方法により製造される。まず被
覆超硬合金母材を焼結した後に、脱β層、結合相富化層
あるいは硬度低下層が残存する範囲内において、母材稜
線部を研摩して角落としするか、あるいは、予め金型プ
レスによって母材稜線部を角落としされた形状にプレス
成形した後、焼結する。この場合の角落としには、母材
稜線部を面取りすることや、湾曲面に形成することが含
まれる。
【００２３】このように、被覆超硬合金部材の切刃稜線
部にも、脱β層、結合相富化層あるいは硬度低下層を残
存させた状態で、その厚みを調整する方法としては、Ｚ
ｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭
酸窒化物から選ばれた１種以上の材料の硬質層中の総量
を変化させた組成の粉末を用い、これを１３５０〜１５
００℃の範囲で、真空中または一定の窒素圧力中で保持
する方法がある。
部にも、脱β層、結合相富化層あるいは硬度低下層を残
存させた状態で、その厚みを調整する方法としては、Ｚ
ｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物、炭
酸窒化物から選ばれた１種以上の材料の硬質層中の総量
を変化させた組成の粉末を用い、これを１３５０〜１５
００℃の範囲で、真空中または一定の窒素圧力中で保持
する方法がある。
【００２４】さらに、得られた焼結体の切刃稜線部に、
たとえば、アルミナ粒またはＧＣ砥粒などのセラミック
粒を用いたブラシ研摩、あるいは、バレル研摩によるホ
ーニング処理を施したり、研削することによって角を落
とし、脱β層、結合相富化層あるいは硬度低下層の厚さ
と、稜線部以外における当該層の厚さとの比を調整する
ことができる。また、これと同様の組成の粉末を用い、
粉末成形時に予め金型プレスによって切刃稜線部の角が
落とされた形状に成形し、同様の方法で焼結することに
よっても、切刃稜線部に脱β層、結合相富化層あるいは
硬度低下層を形成することができる。
たとえば、アルミナ粒またはＧＣ砥粒などのセラミック
粒を用いたブラシ研摩、あるいは、バレル研摩によるホ
ーニング処理を施したり、研削することによって角を落
とし、脱β層、結合相富化層あるいは硬度低下層の厚さ
と、稜線部以外における当該層の厚さとの比を調整する
ことができる。また、これと同様の組成の粉末を用い、
粉末成形時に予め金型プレスによって切刃稜線部の角が
落とされた形状に成形し、同様の方法で焼結することに
よっても、切刃稜線部に脱β層、結合相富化層あるいは
硬度低下層を形成することができる。
【００２５】その後さらに、このような超硬合金を母材
として、その表面に被覆層を形成する。被覆層は、周期
律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物、酸化物、硼化物および酸化アルミニウムから選
ばれた１種以上の単層または多重層で、通常の化学蒸着
法や物理蒸着法によって形成される。この被覆層によ
り、高速切削における耐摩耗性と耐欠損性をバランス良
く向上させることができる。
として、その表面に被覆層を形成する。被覆層は、周期
律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化物、炭
窒化物、酸化物、硼化物および酸化アルミニウムから選
ばれた１種以上の単層または多重層で、通常の化学蒸着
法や物理蒸着法によって形成される。この被覆層によ
り、高速切削における耐摩耗性と耐欠損性をバランス良
く向上させることができる。
【００２６】上記第１の局面あるいは第２の局面におけ
る被覆超硬合金部材のさらに好ましい実施例において
は、切刃稜線部を含めた母材最表面に脱β層、結合相富
化層、あるいは硬度低下層を有する構造に、切刃稜線部
の母材最表面にη相が存在しない構造を組合わせる。こ
の構造により、耐摩耗性と耐欠損性をさらに向上させる
ことができる。これは、通常の化学蒸着法では最もη相
が析出しやすい切刃稜線部に、もろいη相が存在しない
ために、η相のもろさに起因する切刃強度の劣化が防止
されることによって耐欠損性が向上するとともに、切削
加工時にもろいη相とともに被覆層が脱落して摩耗が進
行するという現象を防止することによって耐摩耗性が向
上するためである。
る被覆超硬合金部材のさらに好ましい実施例において
は、切刃稜線部を含めた母材最表面に脱β層、結合相富
化層、あるいは硬度低下層を有する構造に、切刃稜線部
の母材最表面にη相が存在しない構造を組合わせる。こ
の構造により、耐摩耗性と耐欠損性をさらに向上させる
ことができる。これは、通常の化学蒸着法では最もη相
が析出しやすい切刃稜線部に、もろいη相が存在しない
ために、η相のもろさに起因する切刃強度の劣化が防止
されることによって耐欠損性が向上するとともに、切削
加工時にもろいη相とともに被覆層が脱落して摩耗が進
行するという現象を防止することによって耐摩耗性が向
上するためである。
【００２７】このような、切刃稜線部の母材最表面にη
相が存在しない構造の製造方法としては、母材に直接接
する第１層目の被覆層を、物理蒸着法を用いて被覆する
方法や、メタンを炭素源としている従来の化学蒸着法に
比べて母材からの炭素の供給量が少なくて済む原料を用
いた化学蒸着法によって被覆する方法がある。母材との
密着度（耐剥離性）も含めて考えると、特にアセトニト
リルを炭素、窒素源として用い、９００℃以上の温度領
域でＭＴ−ＣＶＤ（MODERATE TEMPERATURE-CHEMICAL VA
POR DEPOSITION）によってその被覆層の形成を行なうこ
とが、特に有効である。
相が存在しない構造の製造方法としては、母材に直接接
する第１層目の被覆層を、物理蒸着法を用いて被覆する
方法や、メタンを炭素源としている従来の化学蒸着法に
比べて母材からの炭素の供給量が少なくて済む原料を用
いた化学蒸着法によって被覆する方法がある。母材との
密着度（耐剥離性）も含めて考えると、特にアセトニト
リルを炭素、窒素源として用い、９００℃以上の温度領
域でＭＴ−ＣＶＤ（MODERATE TEMPERATURE-CHEMICAL VA
POR DEPOSITION）によってその被覆層の形成を行なうこ
とが、特に有効である。
【００２８】本発明の第３の局面における被覆超硬合金
部材は、ＷＣと、鉄族金属の１種またはそれ以上とを結
合金属とする超硬合金において、以下の構造を有する。
部材は、ＷＣと、鉄族金属の１種またはそれ以上とを結
合金属とする超硬合金において、以下の構造を有する。
【００２９】Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化
物、炭窒化物およびこれらの２種以上の固溶体の群より
選ばれた１種以上からなる硬質相を０．３ｗｔ％から１
５ｗｔ％含有する。また、結合相として、Ｃｏのみ、ま
たはＣｏおよびＮｉを２ｗｔ％から１５ｗｔ％含有す
る。硬質相および結合相以外の残りの含有物として、炭
化タングステンと不可避不純物をさらに含んでいる。
物、炭窒化物およびこれらの２種以上の固溶体の群より
選ばれた１種以上からなる硬質相を０．３ｗｔ％から１
５ｗｔ％含有する。また、結合相として、Ｃｏのみ、ま
たはＣｏおよびＮｉを２ｗｔ％から１５ｗｔ％含有す
る。硬質相および結合相以外の残りの含有物として、炭
化タングステンと不可避不純物をさらに含んでいる。
【００３０】このような硬質相および結合相の組成を有
することにより、高速および高送りの切削条件におい
て、工具の耐摩耗性と耐欠損性のバランスを向上するこ
とができる。通常の鋼や鋳物などの加工では、工具の刃
先温度が数百℃〜１０００℃まで上昇し、温度上昇とと
もに工具の合金の強度や硬度が著しく低下する。しか
し、合金中にＺｒやＨｆの炭化物などを本発明の範囲で
添加することにより、従来のＴｉ、Ｔａ、Ｎｂの炭化物
などのみを添加した合金よりも、室温においてはもちろ
ん、高温においての合金強度が高くなるとともに、高温
における硬度を高く維持することができる。すなわち、
本発明品の範囲でＺｒやＨｆの炭化物などを含む合金で
は、室温における硬度は、従来の合金よりも相対的に低
いが、高温（切削温度付近）では逆転して高くなる。し
たがって、炭化物などを同量含む同じ組成の従来合金と
比較して、高温における硬度が高くなるため、硬質相の
量を減らして結合相の量を従来品より増加させて、合金
としての靭性を向上させつつ、耐摩耗性を維持すること
が可能となった。
することにより、高速および高送りの切削条件におい
て、工具の耐摩耗性と耐欠損性のバランスを向上するこ
とができる。通常の鋼や鋳物などの加工では、工具の刃
先温度が数百℃〜１０００℃まで上昇し、温度上昇とと
もに工具の合金の強度や硬度が著しく低下する。しか
し、合金中にＺｒやＨｆの炭化物などを本発明の範囲で
添加することにより、従来のＴｉ、Ｔａ、Ｎｂの炭化物
などのみを添加した合金よりも、室温においてはもちろ
ん、高温においての合金強度が高くなるとともに、高温
における硬度を高く維持することができる。すなわち、
本発明品の範囲でＺｒやＨｆの炭化物などを含む合金で
は、室温における硬度は、従来の合金よりも相対的に低
いが、高温（切削温度付近）では逆転して高くなる。し
たがって、炭化物などを同量含む同じ組成の従来合金と
比較して、高温における硬度が高くなるため、硬質相の
量を減らして結合相の量を従来品より増加させて、合金
としての靭性を向上させつつ、耐摩耗性を維持すること
が可能となった。
【００３１】さらに、このような構造を有する超硬合金
母材の表面に、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の
炭化物、窒化物、酸化物、硼化物および酸化アルミニウ
ムのうちの１種もしくはそれ以上からなる単層あるいは
多重層の被覆層を有している。
母材の表面に、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の
炭化物、窒化物、酸化物、硼化物および酸化アルミニウ
ムのうちの１種もしくはそれ以上からなる単層あるいは
多重層の被覆層を有している。
【００３２】このような被覆層を有することにより、超
硬合金の表面の耐摩耗性が確保される。このような被覆
層は、通常の化学蒸着法あるいは物理蒸着法によって形
成される。
硬合金の表面の耐摩耗性が確保される。このような被覆
層は、通常の化学蒸着法あるいは物理蒸着法によって形
成される。
【００３３】なお、このときのＺｒおよび／またはＨｆ
の炭化物、窒化物、炭窒化物、およびこれらの２種以上
の固溶体の群より選ばれた１種以上からなる硬質相の量
は、０．３ｗｔ％未満では合金強度および高温における
硬度の向上の効果が十分ではなく、高温や高速での切削
において、工具寿命向上の効果を十分に発揮することが
できない。また、その量が１５ｗｔ％を越えると、合金
の強度の低下が著しくなり、靭性が不足して、やはり工
具寿命が低下する。
の炭化物、窒化物、炭窒化物、およびこれらの２種以上
の固溶体の群より選ばれた１種以上からなる硬質相の量
は、０．３ｗｔ％未満では合金強度および高温における
硬度の向上の効果が十分ではなく、高温や高速での切削
において、工具寿命向上の効果を十分に発揮することが
できない。また、その量が１５ｗｔ％を越えると、合金
の強度の低下が著しくなり、靭性が不足して、やはり工
具寿命が低下する。
【００３４】また、結合相は２ｗｔ％未満では合金の焼
結性の低下により、また逆に１５ｗｔ％を越えると耐塑
性変形性の低下により、いずれも工具寿命の向上を図る
ことができない。
結性の低下により、また逆に１５ｗｔ％を越えると耐塑
性変形性の低下により、いずれも工具寿命の向上を図る
ことができない。
【００３５】Ｚｒ、Ｈｆは、予めそれらにＷを固溶させ
た炭化物、あるいは炭窒化物の形で金属中に添加するこ
とができる。またＺｒの炭窒化物は、Ｈｆとの固溶体で
あっても、同様の効果を得ることができる。
た炭化物、あるいは炭窒化物の形で金属中に添加するこ
とができる。またＺｒの炭窒化物は、Ｈｆとの固溶体で
あっても、同様の効果を得ることができる。
【００３６】従来より、ＷＣ−Ｃｏの超硬合金にＺｒお
よび／またはＨｆなどを添加することにより、合金の強
度を向上可能であることが知られている（「粉体および
粉体冶金」第２６巻第６号、２１３頁）。しかしながら
この添加量については、従来は、結合相であるＣｏの量
が１０％に対して５ｍｏｌ％以下（合金中においてＺｒ
Ｃの場合０．９ｗｔ％以下、ＨｆＣの場合１．６ｗｔ％
以下）という微量添加における検討しかなされていな
い。本発明においては、結合相に対して５ｍｏｌ％以上
添加しており、添加量が従来よりも多い領域について検
討することにより、この領域の組成を有する合金を採用
することが工具寿命の向上に対して効果を有することを
初めて見出したものである。
よび／またはＨｆなどを添加することにより、合金の強
度を向上可能であることが知られている（「粉体および
粉体冶金」第２６巻第６号、２１３頁）。しかしながら
この添加量については、従来は、結合相であるＣｏの量
が１０％に対して５ｍｏｌ％以下（合金中においてＺｒ
Ｃの場合０．９ｗｔ％以下、ＨｆＣの場合１．６ｗｔ％
以下）という微量添加における検討しかなされていな
い。本発明においては、結合相に対して５ｍｏｌ％以上
添加しており、添加量が従来よりも多い領域について検
討することにより、この領域の組成を有する合金を採用
することが工具寿命の向上に対して効果を有することを
初めて見出したものである。
【００３７】この被覆超硬合金部材の好ましい実施例に
よれば、被覆層直下の超硬合金母材表面から深さ２〜１
００μｍまでの範囲内において、Ｚｒおよび／またはＨ
ｆの炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの２種以上
の固溶体の群より選ばれた１種以上からなる硬質相が消
失または減少している超硬合金を用いる。
よれば、被覆層直下の超硬合金母材表面から深さ２〜１
００μｍまでの範囲内において、Ｚｒおよび／またはＨ
ｆの炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの２種以上
の固溶体の群より選ばれた１種以上からなる硬質相が消
失または減少している超硬合金を用いる。
【００３８】この構造により、超硬合金表面の靭性を向
上させることができ、上述した超硬合金内部の組成との
組合せによって、超硬合金全体の靭性をさらに向上させ
ることができる。従来、Ｔｉの窒化物または炭窒化物を
利用することによって合金表面にＴｉの窒化物などが消
滅することが知られている（たとえば日本金属学会誌第
４５巻第１号、９０頁）。しかしながらこのような従来
のものにおいては、工具の切刃稜線部には、窒化物など
が消失せずに残っていた。それに対し、本発明の被覆超
硬合金部材においては、ＺｒまたはＨｆなどの、窒化物
または炭窒化物を合金に添加した場合には、切刃稜線部
においても、これらの窒化物または炭窒化物は消失ある
いは減少した構造になっている。この構造によって、従
来の合金に比べて、著しく工具の切刃の靭性を向上させ
ることが可能となった。このＺｒまたはＨｆなどの硬質
相が消失あるいは減少した層は、合金母材表面から２μ
ｍ未満の厚さであると、表面の靭性向上に対して効果が
生じない。またその厚さが１００μｍを越えると、耐摩
耗性の低下につながる。その厚さは、５から５０μｍの
範囲内であることが好ましい。
上させることができ、上述した超硬合金内部の組成との
組合せによって、超硬合金全体の靭性をさらに向上させ
ることができる。従来、Ｔｉの窒化物または炭窒化物を
利用することによって合金表面にＴｉの窒化物などが消
滅することが知られている（たとえば日本金属学会誌第
４５巻第１号、９０頁）。しかしながらこのような従来
のものにおいては、工具の切刃稜線部には、窒化物など
が消失せずに残っていた。それに対し、本発明の被覆超
硬合金部材においては、ＺｒまたはＨｆなどの、窒化物
または炭窒化物を合金に添加した場合には、切刃稜線部
においても、これらの窒化物または炭窒化物は消失ある
いは減少した構造になっている。この構造によって、従
来の合金に比べて、著しく工具の切刃の靭性を向上させ
ることが可能となった。このＺｒまたはＨｆなどの硬質
相が消失あるいは減少した層は、合金母材表面から２μ
ｍ未満の厚さであると、表面の靭性向上に対して効果が
生じない。またその厚さが１００μｍを越えると、耐摩
耗性の低下につながる。その厚さは、５から５０μｍの
範囲内であることが好ましい。
【００３９】このような、硬質相が消失または減少した
層は、Ｚｒおよび／またはＨｆの硬質相を炭化物、窒化
物あるいは炭窒化物として添加し、１３５０℃から１５
００℃の範囲において、真空中あるいは一定の窒素圧力
下で加熱保持し、その保持時間、真空度、窒素圧力を制
御することにより、その厚さを制御することができる。
層は、Ｚｒおよび／またはＨｆの硬質相を炭化物、窒化
物あるいは炭窒化物として添加し、１３５０℃から１５
００℃の範囲において、真空中あるいは一定の窒素圧力
下で加熱保持し、その保持時間、真空度、窒素圧力を制
御することにより、その厚さを制御することができる。
【００４０】本発明の第４の局面における被覆超硬合金
部材は、上記第３の局面における被覆超硬合金部材と同
様の組成を有する被覆超硬合金部材であって、上記硬質
相に加えてさらに、ＺｒとＨｆを除く周期律表のＩＶ
Ｂ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物お
よびこれらの２種以上の固溶体からなる群より選ばれた
１種以上からなる硬質相を、０．０３ｗｔ％から３５ｗ
ｔ％をさらに含んでいる。
部材は、上記第３の局面における被覆超硬合金部材と同
様の組成を有する被覆超硬合金部材であって、上記硬質
相に加えてさらに、ＺｒとＨｆを除く周期律表のＩＶ
Ｂ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物お
よびこれらの２種以上の固溶体からなる群より選ばれた
１種以上からなる硬質相を、０．０３ｗｔ％から３５ｗ
ｔ％をさらに含んでいる。
【００４１】上記構造を有する被覆超硬合金部材の特徴
は以下のとおりである。ＺｒまたはＨｆの炭化物などを
含む合金は、高温下での合金強度や硬度が高いという特
徴を持つため、従来の合金以上に結合相量を増加させて
靭性を向上させることが可能である。しかしながら、一
方、低温では硬度が低いという欠点を有している。その
ため、ＺｒまたはＨｆの炭化物などの硬質相だけでは、
刃先温度の上がらない切削条件で加工する場合などにお
いて、耐摩耗性が不足する傾向がある場合がある。そこ
で、そのような条件下での耐摩耗性の不足を補うため
に、ＺｒまたはＨｆの炭化物などの他に、ＺｒとＨｆを
除く、硬度の高い周期律表のＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金
属の炭化物などを含有させることによって、低温下での
硬度を保持することが可能となる。ＺｒおよびＨｆ以外
のＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物などの量が０．
０３ｗｔ％未満では、硬度を高める効果が表われない。
また、その量が３５ｗｔ％を越えると、逆に硬度が高く
なりすぎ、欠損しやすくなるために、工具寿命の低下に
つながる。
は以下のとおりである。ＺｒまたはＨｆの炭化物などを
含む合金は、高温下での合金強度や硬度が高いという特
徴を持つため、従来の合金以上に結合相量を増加させて
靭性を向上させることが可能である。しかしながら、一
方、低温では硬度が低いという欠点を有している。その
ため、ＺｒまたはＨｆの炭化物などの硬質相だけでは、
刃先温度の上がらない切削条件で加工する場合などにお
いて、耐摩耗性が不足する傾向がある場合がある。そこ
で、そのような条件下での耐摩耗性の不足を補うため
に、ＺｒまたはＨｆの炭化物などの他に、ＺｒとＨｆを
除く、硬度の高い周期律表のＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金
属の炭化物などを含有させることによって、低温下での
硬度を保持することが可能となる。ＺｒおよびＨｆ以外
のＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物などの量が０．
０３ｗｔ％未満では、硬度を高める効果が表われない。
また、その量が３５ｗｔ％を越えると、逆に硬度が高く
なりすぎ、欠損しやすくなるために、工具寿命の低下に
つながる。
【００４２】その他の硬質相や結合相の数値限定の理由
は、上述した第３の局面における被覆超硬合金部材の場
合と同様である。
は、上述した第３の局面における被覆超硬合金部材の場
合と同様である。
【００４３】第４の局面における被覆超硬合金部材にお
いても、上記第３の局面における被覆超硬合金部材と同
様に、被覆層直下の超硬合金母材表面から深さ２〜１０
０μｍまでの範囲において、硬質相が消失または減少し
ていることが望ましい。その理由は上記第３の局面にお
ける好ましい実施例で述べたとおりであり、その厚さの
好ましい範囲は、やはり５から５０μｍである。
いても、上記第３の局面における被覆超硬合金部材と同
様に、被覆層直下の超硬合金母材表面から深さ２〜１０
０μｍまでの範囲において、硬質相が消失または減少し
ていることが望ましい。その理由は上記第３の局面にお
ける好ましい実施例で述べたとおりであり、その厚さの
好ましい範囲は、やはり５から５０μｍである。
【００４４】またその厚さの制御方法についても、上述
した第３の局面における被覆超硬合金部材の場合におい
て述べたものと同様の方法が適用可能である。
した第３の局面における被覆超硬合金部材の場合におい
て述べたものと同様の方法が適用可能である。
【００４５】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。 （実施例１）表１に示すＡ〜Ｄの組成（重量％）からな
る完粉を、ＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８の形状（図
１参照）を有するチップに成形した後、１４５０℃まで
真空昇温し、１時間保持した上で、冷却した。その後、
この焼結体の切刃稜線部１に、ＧＣ砥粒を用いたブラシ
でホーニング処理を行ない、湾曲面を形成した。その
後、形成された焼結体を母材として、通常のＣＶＤで、
内層にＴｉの炭化物、窒化物、および炭窒化物を計７μ
ｍ、外層に酸化アルミニウムを１μｍの厚さで被覆し
た。
る完粉を、ＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８の形状（図
１参照）を有するチップに成形した後、１４５０℃まで
真空昇温し、１時間保持した上で、冷却した。その後、
この焼結体の切刃稜線部１に、ＧＣ砥粒を用いたブラシ
でホーニング処理を行ない、湾曲面を形成した。その
後、形成された焼結体を母材として、通常のＣＶＤで、
内層にＴｉの炭化物、窒化物、および炭窒化物を計７μ
ｍ、外層に酸化アルミニウムを１μｍの厚さで被覆し
た。
【００４６】これらの各サンプルについて、図１に示す
切刃稜線部１における断面構造を分析したところ、次の
ような結果が得られた。
切刃稜線部１における断面構造を分析したところ、次の
ような結果が得られた。
【００４７】サンプルＡの断面構造を図２（ａ）
（ｂ）、サンプルＤの断面を図（ａ）（ｂ）に示す。図
２（ａ），３（ａ）は組織写真を示し、図２（ｂ），３
（ｂ）はそれぞれの模式図を示している。内層および外
層からなる被覆層は、図２（ｂ）、３（ｂ）において
は、単一の層として、参照番号２を付して表わされてい
る。図２（ｂ），３（ｂ）の模式図に示すように、サン
プルＡは切刃稜線部１にも脱β層３が形成されているの
に対し、サンプルＤにおいてはそれが形成されていない
ことがわかる。各サンプルの平坦部における脱β層３の
厚みａ、切刃稜線部１における脱β層３の厚みｂ（ａお
よびｂについては図２（ｂ）参照）、およびこれらの比
率ｂ／ａを下記の表１に示す。
（ｂ）、サンプルＤの断面を図（ａ）（ｂ）に示す。図
２（ａ），３（ａ）は組織写真を示し、図２（ｂ），３
（ｂ）はそれぞれの模式図を示している。内層および外
層からなる被覆層は、図２（ｂ）、３（ｂ）において
は、単一の層として、参照番号２を付して表わされてい
る。図２（ｂ），３（ｂ）の模式図に示すように、サン
プルＡは切刃稜線部１にも脱β層３が形成されているの
に対し、サンプルＤにおいてはそれが形成されていない
ことがわかる。各サンプルの平坦部における脱β層３の
厚みａ、切刃稜線部１における脱β層３の厚みｂ（ａお
よびｂについては図２（ｂ）参照）、およびこれらの比
率ｂ／ａを下記の表１に示す。
【００４８】
【表１】
【００４９】上記サンプルＡ〜Ｄを用いて、切削性能の
評価試験を行なった。評価試験の切削条件ｑｏ以下に示
す。
評価試験を行なった。評価試験の切削条件ｑｏ以下に示
す。
【００５０】切削条件１（耐摩耗性テスト） 切削速度：３００ｍ／min 被削材：ＳＣＭ４１５ 送り：０．４ｍｍ／rev 切削時間：３０ｍｉｎ 切込み：２．０ｍｍ 切削油：水溶性切削条件２（耐欠損性テスト） 切削速度：１００ｍ／min 被削材：ＳＣＭ４３５（４溝材） 送り：０．２〜０．４ｍｍ／rev 切削時間：３０ｓｅｃ 切込み：２．０ｍｍ ８回繰返し 上記評価試験の結果は、次の表２に示す通りである。
【００５１】
【表２】
【００５２】上記の試験結果から明らかなように、切刃
稜線部１に脱β層３のないサンプルＤは、逃げ面摩耗
量、欠損率ともに他のサンプルに比べて劣っている。 （実施例２）次に、下記の表３に示すＥ〜Ｋの組成（重
量％）からなる完粉を用い、被覆超硬合金を形成した。
チップ形状、焼結条件、切刃稜線部のホーニング加工条
件および被覆層２の組成の厚さは、上記実施例１と同様
である。各サンプルの平坦部と切刃稜線部１における脱
β層３の厚み（上記ａおよびｂ）と、これらの比率（ｂ
／ａ）を次の表３に示す。
稜線部１に脱β層３のないサンプルＤは、逃げ面摩耗
量、欠損率ともに他のサンプルに比べて劣っている。 （実施例２）次に、下記の表３に示すＥ〜Ｋの組成（重
量％）からなる完粉を用い、被覆超硬合金を形成した。
チップ形状、焼結条件、切刃稜線部のホーニング加工条
件および被覆層２の組成の厚さは、上記実施例１と同様
である。各サンプルの平坦部と切刃稜線部１における脱
β層３の厚み（上記ａおよびｂ）と、これらの比率（ｂ
／ａ）を次の表３に示す。
【００５３】
【表３】
【００５４】上記サンプルＥ〜Ｋを用いて、切削性能の
評価試験を行なった。評価試験の切削条件を以下に示
す。
評価試験を行なった。評価試験の切削条件を以下に示
す。
【００５５】切削条件３（耐摩耗性テスト） 切削速度：２２０ｍ／min 被削材：ＳＣＭ４３５ 送り：０．４ｍｍ／rev 切削時間：２０ｍｉｎ 切込み：２．０ｍｍ 切削油：水溶性切削条件４（耐欠損性テスト） 切削速度：１００ｍ／min 被削材：ＳＣＭ４３５（４溝材） 送り：０．２〜０．４ｍｍ／rev 切削時間：３０ｓｅｃ 切込み：２．０ｍｍ ８回繰返し また、上記評価試験結果を下記の表４に示す。
【００５６】
【表４】
【００５７】以上の試験結果に示すように、本発明品の
サンプルＥ〜Ｋでは、切刃稜線部１における脱β層３が
存在しない比較品Ｄのサンプルに比べて、耐摩耗性と耐
欠損性のバランスが向上している。サンプルＨでは脱β
層３の厚みが平坦部、稜線部ともに比較的薄いことか
ら、サンプルＪでは平坦部に対する切刃稜線部１の脱β
層３の厚みがやや薄くなっていることから、それぞれ欠
損率がやや高めの傾向になっている。サンプルＩでは平
坦部、稜線部ともに脱β層３の厚みが比較的厚いことか
ら、サンプルＫでは切刃稜線部１における脱β層３の厚
みが厚くなっていることから、それぞれ耐摩耗性がやや
劣る傾向になっている。しかしながら、本発明品のサン
プルＨ〜Ｋにおいても、比較品Ｄに比較して耐摩耗性と
耐欠損性のバランスが十分向上している。 （実施例３）下記の表５に示す組成（重量％）からなる
完粉を、予め金型プレスによって切刃稜線部１に湾曲面
を有するように成形し、これを焼結した後、その焼結体
の母材表面に被覆層２を形成して、被覆超硬合金を形成
した。チップ形状、焼結条件および被覆層２の組成と厚
さは、上記実施例１および実施例２と同様である。サン
プルＬとＭの平坦部と切刃稜線部１における脱β層３の
厚み（ａおよびｂ）とこれらの比率（ｂ／ａ）を次の表
５に示す。
サンプルＥ〜Ｋでは、切刃稜線部１における脱β層３が
存在しない比較品Ｄのサンプルに比べて、耐摩耗性と耐
欠損性のバランスが向上している。サンプルＨでは脱β
層３の厚みが平坦部、稜線部ともに比較的薄いことか
ら、サンプルＪでは平坦部に対する切刃稜線部１の脱β
層３の厚みがやや薄くなっていることから、それぞれ欠
損率がやや高めの傾向になっている。サンプルＩでは平
坦部、稜線部ともに脱β層３の厚みが比較的厚いことか
ら、サンプルＫでは切刃稜線部１における脱β層３の厚
みが厚くなっていることから、それぞれ耐摩耗性がやや
劣る傾向になっている。しかしながら、本発明品のサン
プルＨ〜Ｋにおいても、比較品Ｄに比較して耐摩耗性と
耐欠損性のバランスが十分向上している。 （実施例３）下記の表５に示す組成（重量％）からなる
完粉を、予め金型プレスによって切刃稜線部１に湾曲面
を有するように成形し、これを焼結した後、その焼結体
の母材表面に被覆層２を形成して、被覆超硬合金を形成
した。チップ形状、焼結条件および被覆層２の組成と厚
さは、上記実施例１および実施例２と同様である。サン
プルＬとＭの平坦部と切刃稜線部１における脱β層３の
厚み（ａおよびｂ）とこれらの比率（ｂ／ａ）を次の表
５に示す。
【００５８】
【表５】
【００５９】上記サンプルＬおよびＭについても、切削
性能の評価試験を行なった。評価試験の切削条件は、上
記実施例２と同様（切削条件３および４）である。評価
試験結果を、次の表６に示す。
性能の評価試験を行なった。評価試験の切削条件は、上
記実施例２と同様（切削条件３および４）である。評価
試験結果を、次の表６に示す。
【００６０】
【表６】
【００６１】表６に示した評価結果からわかるように、
耐摩耗性についてはサンプルＬ，Ｍともに同等である。
しかしながら、欠損率については、サンプルＬに比べて
サンプルＭが著しく劣っていることが確認された。サン
プルＭの欠損率が劣るのは、硬質層に、Ｚｒおよび／ま
たはＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１種
以上を含んでいないためである。 （実施例４）ＷＣ−２％ＺｒＮ−４％ＴｉＣ−６％Ｃｏ
の組成を有する完粉を用い、予め金型プレスによって切
刃稜線部１にすくい面側から見て０．１ｍｍの大きさで
２５°の角度の面取りを施し、ＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２
０４０８の形状を有するチップに成形した。その後この
チップを真空中において昇温し、１４００℃で１時間保
持して焼結体を形成した。この焼結体を母材として、上
記実施例１，２および３と同様の被覆層２を形成し、こ
れをサンプルＮとした。
耐摩耗性についてはサンプルＬ，Ｍともに同等である。
しかしながら、欠損率については、サンプルＬに比べて
サンプルＭが著しく劣っていることが確認された。サン
プルＭの欠損率が劣るのは、硬質層に、Ｚｒおよび／ま
たはＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１種
以上を含んでいないためである。 （実施例４）ＷＣ−２％ＺｒＮ−４％ＴｉＣ−６％Ｃｏ
の組成を有する完粉を用い、予め金型プレスによって切
刃稜線部１にすくい面側から見て０．１ｍｍの大きさで
２５°の角度の面取りを施し、ＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２
０４０８の形状を有するチップに成形した。その後この
チップを真空中において昇温し、１４００℃で１時間保
持して焼結体を形成した。この焼結体を母材として、上
記実施例１，２および３と同様の被覆層２を形成し、こ
れをサンプルＮとした。
【００６２】また、比較のため、同じ組成の完粉をＣＮ
ＭＧ１２０４０８形状のチップに成形後、サンプルＮと
同じ条件で焼結し、この焼結体の切刃稜線部１を研削し
て、上記と同様の面取り加工を施した。この焼結体を母
材として、上記と同様の被覆層２を形成し、サンプルＯ
とした。
ＭＧ１２０４０８形状のチップに成形後、サンプルＮと
同じ条件で焼結し、この焼結体の切刃稜線部１を研削し
て、上記と同様の面取り加工を施した。この焼結体を母
材として、上記と同様の被覆層２を形成し、サンプルＯ
とした。
【００６３】上記サンプルＮおよびＯの切刃稜線部１に
おける断面を、それぞれ図４（ａ）（ｂ）に模式的に示
す。また、サンプルＮおよびＯの平坦部と切刃稜線部１
における脱β層３の厚み（ａおよびｂ）とそれらの比率
（ｂ／ａ）を次の表７に示す。
おける断面を、それぞれ図４（ａ）（ｂ）に模式的に示
す。また、サンプルＮおよびＯの平坦部と切刃稜線部１
における脱β層３の厚み（ａおよびｂ）とそれらの比率
（ｂ／ａ）を次の表７に示す。
【００６４】
【表７】
【００６５】図４（ａ）（ｂ）からわかるように、サン
プルＮは切刃稜線部１に脱β層３が形成されているのに
対して、サンプルＯは切刃稜線部１に脱β層３が形成さ
れていない。
プルＮは切刃稜線部１に脱β層３が形成されているのに
対して、サンプルＯは切刃稜線部１に脱β層３が形成さ
れていない。
【００６６】以上の実施例１〜４の評価試験結果から、
耐摩耗性を劣化させることなく対欠損性を向上させるた
めには、次の条件が望ましいことが判明した。
耐摩耗性を劣化させることなく対欠損性を向上させるた
めには、次の条件が望ましいことが判明した。
【００６７】 硬質相に、Ｚｒおよび／またはＨｆの
炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１
種以上を含むこと。
炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１
種以上を含むこと。
【００６８】 脱β層の切刃稜線部を構成する平坦部
における厚みは、５〜５０μｍであること。
における厚みは、５〜５０μｍであること。
【００６９】 脱β層の切刃稜線部における厚みは、
上記平坦部における厚みの０．１〜１．４倍であるこ
と、すなわち、０．５〜７０μｍであること。
上記平坦部における厚みの０．１〜１．４倍であるこ
と、すなわち、０．５〜７０μｍであること。
【００７０】さらに他の実施例について以下に説明す
る。 （実施例５）表８に示す組成（重量％）からなる完粉を
ＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８の形状（図１参照）の
チップに成形した後、この成形体を真空中において１４
５０℃まで昇温し、その温度で１時間保持して焼結体を
形成した。その後、この焼結体の切刃稜線部１に、ＧＣ
砥粒を用いたブラシでホーニング処理を施した。その
後、この焼結体を母材として、通常のＣＶＤによって、
内側の層としてＴｉの炭化物、窒化物、および炭窒化物
を計７μｍの厚さの被覆層２を形成し、さらにその外側
に、酸化アルミニウムを被覆した。これらの各サンプル
についての、平坦部における結合相富化層の厚みａ、切
刃稜線部における結合相富化層の厚みｂ、これらの比率
ｂ／ａ、および被覆層２直下の母材表面から深さ２〜５
０μｍまでの範囲におけるＣｏの超硬合金内部における
相対的な重量比率を、次の表８に示す。なお、サンプル
Ａ１〜Ｃ１は本発明品、サンプルＤ１は従来品である。
る。 （実施例５）表８に示す組成（重量％）からなる完粉を
ＩＳＯ規格ＣＮＭＧ１２０４０８の形状（図１参照）の
チップに成形した後、この成形体を真空中において１４
５０℃まで昇温し、その温度で１時間保持して焼結体を
形成した。その後、この焼結体の切刃稜線部１に、ＧＣ
砥粒を用いたブラシでホーニング処理を施した。その
後、この焼結体を母材として、通常のＣＶＤによって、
内側の層としてＴｉの炭化物、窒化物、および炭窒化物
を計７μｍの厚さの被覆層２を形成し、さらにその外側
に、酸化アルミニウムを被覆した。これらの各サンプル
についての、平坦部における結合相富化層の厚みａ、切
刃稜線部における結合相富化層の厚みｂ、これらの比率
ｂ／ａ、および被覆層２直下の母材表面から深さ２〜５
０μｍまでの範囲におけるＣｏの超硬合金内部における
相対的な重量比率を、次の表８に示す。なお、サンプル
Ａ１〜Ｃ１は本発明品、サンプルＤ１は従来品である。
【００７１】
【表８】
【００７２】上記各サンプルを用いて、切削性能の評価
試験を、上記実施例１における切削条件１および切削条
件２と同様の条件で行なった。その評価試験結果につい
て、次の表９に示す。
試験を、上記実施例１における切削条件１および切削条
件２と同様の条件で行なった。その評価試験結果につい
て、次の表９に示す。
【００７３】
【表９】
【００７４】上記の試験結果から明らかなように、サン
プルＡ１〜Ｃ１は、切刃稜線部１に富化層のないサンプ
ルＤ１に比べて、耐摩耗性が若干優れ、耐欠損性が大幅
に向上していることが確認された。 （実施例６）表１０に示す組成（重量％）からなる完粉
を用い、被覆超硬合金を形成した。チップ形状、焼結条
件、切刃稜線部１のホーニング加工条件および被覆層２
の組成と厚さは、上記実施例１と同様である。各サンプ
ルにおける切刃稜線部１の硬度低下層の厚み、超硬合金
母材表面付近（切刃稜線部１）の硬度と内部の硬度、お
よびそれらの比率を、次の表１０に示す。
プルＡ１〜Ｃ１は、切刃稜線部１に富化層のないサンプ
ルＤ１に比べて、耐摩耗性が若干優れ、耐欠損性が大幅
に向上していることが確認された。 （実施例６）表１０に示す組成（重量％）からなる完粉
を用い、被覆超硬合金を形成した。チップ形状、焼結条
件、切刃稜線部１のホーニング加工条件および被覆層２
の組成と厚さは、上記実施例１と同様である。各サンプ
ルにおける切刃稜線部１の硬度低下層の厚み、超硬合金
母材表面付近（切刃稜線部１）の硬度と内部の硬度、お
よびそれらの比率を、次の表１０に示す。
【００７５】
【表１０】
【００７６】上記各サンプルを用いて、切削性能の評価
試験を、上記実施例２における切削条件３および４と同
様の条件で行なった結果を、次の表１１に示す。
試験を、上記実施例２における切削条件３および４と同
様の条件で行なった結果を、次の表１１に示す。
【００７７】
【表１１】
【００７８】上記試験結果に示すように、サンプルＥ１
〜Ｊ１は、耐摩耗性と耐欠損性のバランスが向上してい
ることがわかる。サンプルＪ１は、耐摩耗性が多少不足
しているが、耐摩耗性と耐欠損性のバランスという点で
は、切刃稜線部に硬度低下層が存在しないサンプルＫ１
に比べて良好な結果となっている。 （実施例７）下記の表１２に示す組成（重量％）からな
る完粉を、予め金型プレスにより、切刃稜線部１を面取
り状に成形し、これを焼結した後、被覆層２を形成して
被覆超硬合金を形成した。チップ形状、焼結条件および
被覆層２の組成と厚さは、上記実施例６および７と同様
である。表１２に示すサンプルＬ１およびＭ１の平坦部
における富化層の厚みａ、切刃稜線部１における富化層
の厚みｂ、これらの比率ｂ／ａ、および被覆層２直下の
母材表面から深さ２〜５０μｍまでの範囲におけるＣｏ
の母材内部に対する相対的な重量比率を、表１２に示
す。また、サンプルＬ１およびＭ１の切刃稜線部の断面
は、それぞれ図５Ａ，５Ｂに模式的に示すとおりであ
る。図５Ａ，５Ｂにおいて、結合相富化層および／また
は硬度低下層は参照番号４を付して表わされている。
〜Ｊ１は、耐摩耗性と耐欠損性のバランスが向上してい
ることがわかる。サンプルＪ１は、耐摩耗性が多少不足
しているが、耐摩耗性と耐欠損性のバランスという点で
は、切刃稜線部に硬度低下層が存在しないサンプルＫ１
に比べて良好な結果となっている。 （実施例７）下記の表１２に示す組成（重量％）からな
る完粉を、予め金型プレスにより、切刃稜線部１を面取
り状に成形し、これを焼結した後、被覆層２を形成して
被覆超硬合金を形成した。チップ形状、焼結条件および
被覆層２の組成と厚さは、上記実施例６および７と同様
である。表１２に示すサンプルＬ１およびＭ１の平坦部
における富化層の厚みａ、切刃稜線部１における富化層
の厚みｂ、これらの比率ｂ／ａ、および被覆層２直下の
母材表面から深さ２〜５０μｍまでの範囲におけるＣｏ
の母材内部に対する相対的な重量比率を、表１２に示
す。また、サンプルＬ１およびＭ１の切刃稜線部の断面
は、それぞれ図５Ａ，５Ｂに模式的に示すとおりであ
る。図５Ａ，５Ｂにおいて、結合相富化層および／また
は硬度低下層は参照番号４を付して表わされている。
【００７９】
【表１２】
【００８０】上記サンプルＬ１およびＭ１についても、
上記実施例２と同様の切削条件（切削条件３および４）
で、切削性能の評価試験を行なった。その試験結果を次
の表１３に示す。
上記実施例２と同様の切削条件（切削条件３および４）
で、切削性能の評価試験を行なった。その試験結果を次
の表１３に示す。
【００８１】
【表１３】
【００８２】上記評価試験結果から、耐摩耗性について
はサンプルＬ１およびＭ１ともにほぼ同等であることが
わかるが、欠損率については、サンプルＬ１に比べてＭ
１が著しく劣ることが確認された。これは、サンプルＭ
１の硬質層に、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化
物、炭窒化物、酸化物、硼化物および酸化アルミニウム
より選ばれた１種以上を含まないためである。
はサンプルＬ１およびＭ１ともにほぼ同等であることが
わかるが、欠損率については、サンプルＬ１に比べてＭ
１が著しく劣ることが確認された。これは、サンプルＭ
１の硬質層に、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化
物、炭窒化物、酸化物、硼化物および酸化アルミニウム
より選ばれた１種以上を含まないためである。
【００８３】以上の実施例５〜７の評価試験結果から、
耐摩耗性を劣化させることなく、耐欠損性を向上させる
には次の条件が望ましいことが判明した。
耐摩耗性を劣化させることなく、耐欠損性を向上させる
には次の条件が望ましいことが判明した。
【００８４】 硬質相に、Ｚｒおよび／またはＨｆの
炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１
種以上を含むこと。
炭化物、窒化物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１
種以上を含むこと。
【００８５】 富化層または硬度低下層の切刃稜線部
を構成する平坦部における厚みは、５〜１００μｍであ
ること。
を構成する平坦部における厚みは、５〜１００μｍであ
ること。
【００８６】 富化層または硬度低下層の切刃稜線部
における厚みは、上記平坦部における厚みの０．１〜
１．４倍であること、すなわち、０．５〜１４０μｍで
あること。
における厚みは、上記平坦部における厚みの０．１〜
１．４倍であること、すなわち、０．５〜１４０μｍで
あること。
【００８７】 被覆層直下の母材表面から深さ２〜５
０μｍの範囲における鉄族金属の量が、合金内部のそれ
に比べて、重量比で１．５〜５倍であること。
０μｍの範囲における鉄族金属の量が、合金内部のそれ
に比べて、重量比で１．５〜５倍であること。
【００８８】 超硬合金の内部硬度が、５００ｇ荷重
のビッカース硬度で１３００〜１７００ｋｇ／ｍｍ2 、
切刃稜線部における硬度低下層の硬度が上記内部硬度の
０．６〜０．９５倍であること。 以下、さらに他の実施例について説明する。 （実施例８）下記の表１４に示す組成のサンプルを用
い、ＣＮＭＧ１２０４０８の形状のチップに成形後、１
４５０℃で１時間、真空中において保持し、焼結を行な
った。その後、この焼結体の切刃稜線部１に、ＧＣ砥粒
を用いたブラシでホーニング処理を行ない、湾曲面を形
成した。この焼結体を母材として、通常のＣＶＤによっ
て、内層にＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物を計７μｍ
の厚さで、外層に酸化アルミニウムを１μｍの厚さで被
覆した。
のビッカース硬度で１３００〜１７００ｋｇ／ｍｍ2 、
切刃稜線部における硬度低下層の硬度が上記内部硬度の
０．６〜０．９５倍であること。 以下、さらに他の実施例について説明する。 （実施例８）下記の表１４に示す組成のサンプルを用
い、ＣＮＭＧ１２０４０８の形状のチップに成形後、１
４５０℃で１時間、真空中において保持し、焼結を行な
った。その後、この焼結体の切刃稜線部１に、ＧＣ砥粒
を用いたブラシでホーニング処理を行ない、湾曲面を形
成した。この焼結体を母材として、通常のＣＶＤによっ
て、内層にＴｉの炭化物、窒化物、炭窒化物を計７μｍ
の厚さで、外層に酸化アルミニウムを１μｍの厚さで被
覆した。
【００８９】また、Ａ２の組成の母材を用い、被覆層２
の内層をＴｉＣｌ4 、ＣＨ3 ＣＮ、Ｈ2 を原料とし、９
００℃のＭＴ−ＣＶＤによって、７μｍの厚さで被覆し
た後、外層に酸化アルミニウムを１μｍの厚さで被覆し
て、サンプルＡ３を形成した。
の内層をＴｉＣｌ4 、ＣＨ3 ＣＮ、Ｈ2 を原料とし、９
００℃のＭＴ−ＣＶＤによって、７μｍの厚さで被覆し
た後、外層に酸化アルミニウムを１μｍの厚さで被覆し
て、サンプルＡ３を形成した。
【００９０】
【表１４】
【００９１】上記サンプルを分析した結果、サンプルＡ
２，Ｂ２およびＣ２では、切刃稜線部１にη相が０．５
〜２μｍの厚さに析出していたのに対して、サンプルＡ
３では、切刃稜線部１にはη相の析出は見られなかっ
た。
２，Ｂ２およびＣ２では、切刃稜線部１にη相が０．５
〜２μｍの厚さに析出していたのに対して、サンプルＡ
３では、切刃稜線部１にはη相の析出は見られなかっ
た。
【００９２】これらのサンプルにおける脱β層３、結合
相富化層４の厚み、表面硬度低下層４の厚みが、それぞ
れのサンプルで同一であり、サンプルＡ２，Ａ３では、
２０μｍ、Ｂ２では２５μｍ、Ｃ２では３０μｍであっ
た。これらのサンプルの表層領域の内側のＶＢ族金属量
および硬度を下記の表１５に示す。
相富化層４の厚み、表面硬度低下層４の厚みが、それぞ
れのサンプルで同一であり、サンプルＡ２，Ａ３では、
２０μｍ、Ｂ２では２５μｍ、Ｃ２では３０μｍであっ
た。これらのサンプルの表層領域の内側のＶＢ族金属量
および硬度を下記の表１５に示す。
【００９３】
【表１５】
【００９４】比較のための従来品Ｄ２を含む上記サンプ
ルについて、下記の条件で切削加工の評価試験を行なっ
た。
ルについて、下記の条件で切削加工の評価試験を行なっ
た。
【００９５】切削条件５（耐摩耗性、耐塑性変形性テス
ト） 切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＫ５ 送り：０．７ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：５ｍｉｎ 切込み：２．０ｍｍ 切削油：水溶性切削条件６（耐欠損性テスト） 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＣＭ４３５ 送り：０．２〜０．４ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：３０ｓｅｃ 切込み：２．０ｍｍ ８回繰返し 上記評価試験結果を次の表１６に示す。
ト） 切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＫ５ 送り：０．７ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：５ｍｉｎ 切込み：２．０ｍｍ 切削油：水溶性切削条件６（耐欠損性テスト） 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＣＭ４３５ 送り：０．２〜０．４ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：３０ｓｅｃ 切込み：２．０ｍｍ ８回繰返し 上記評価試験結果を次の表１６に示す。
【００９６】
【表１６】
【００９７】以上の結果から、本発明品のサンプルＡ
２，Ｂ２およびＣ２では比較品Ｄ２に比べて、耐摩耗性
および耐塑性変形性が極めて優れているだけでなく、耐
欠損性にも優れていることがわかる。また、サンプルＡ
３では、サンプルＡ２に比べてさらに耐摩耗性および耐
欠損性が共に優れている。これは、サンプルＡ３の切刃
稜線部１にη相が存在しないことに起因する効果である
と考えられる。 （実施例９）原料粉末として、４μｍ粒度のＷＣ、１〜
２μｍ粒度のＺｒＣ、ＺｒＮ、ＨｆＣ、ＨｆＮ、（Ｚ
ｒ，Ｈｆ）Ｃ（５０ｍｏｌ％ＺｒＣ組成のもの）、（Ｚ
ｒ，Ｗ）Ｃ（９０ｍｏｌ％ＺｒＣ組成のもの）、（Ｈ
ｆ，Ｗ）Ｃ（９０ｍｏｌ％ＨｆＣ組成のもの）、Ｃｏ、
およびＮｉをそれぞれ用意した。この原料粉末を湿式混
合し、下記の表１７に示す組成からなる完粉を形成し
た。これらの完粉を用いて、ＣＮＭＧ１２０４０８の形
状のチップにプレス成形した後、１０００℃〜１４５０
℃まで、５℃／ｍｉｎで、Ｈ2 雰囲気中において昇温し
た。その後１時間、１４５０℃に真空中で保持した後、
冷却した。
２，Ｂ２およびＣ２では比較品Ｄ２に比べて、耐摩耗性
および耐塑性変形性が極めて優れているだけでなく、耐
欠損性にも優れていることがわかる。また、サンプルＡ
３では、サンプルＡ２に比べてさらに耐摩耗性および耐
欠損性が共に優れている。これは、サンプルＡ３の切刃
稜線部１にη相が存在しないことに起因する効果である
と考えられる。 （実施例９）原料粉末として、４μｍ粒度のＷＣ、１〜
２μｍ粒度のＺｒＣ、ＺｒＮ、ＨｆＣ、ＨｆＮ、（Ｚ
ｒ，Ｈｆ）Ｃ（５０ｍｏｌ％ＺｒＣ組成のもの）、（Ｚ
ｒ，Ｗ）Ｃ（９０ｍｏｌ％ＺｒＣ組成のもの）、（Ｈ
ｆ，Ｗ）Ｃ（９０ｍｏｌ％ＨｆＣ組成のもの）、Ｃｏ、
およびＮｉをそれぞれ用意した。この原料粉末を湿式混
合し、下記の表１７に示す組成からなる完粉を形成し
た。これらの完粉を用いて、ＣＮＭＧ１２０４０８の形
状のチップにプレス成形した後、１０００℃〜１４５０
℃まで、５℃／ｍｉｎで、Ｈ2 雰囲気中において昇温し
た。その後１時間、１４５０℃に真空中で保持した後、
冷却した。
【００９８】
【表１７】
【００９９】次に、形成された焼結体を母材として、刃
先処理を施した後、通常のＣＶＤによって、内層に５μ
ｍの厚さのＴｉＣ、外層に１μｍの厚さの酸化アルミニ
ウムを被覆し、下記の切削条件で切削テストを行なっ
た。
先処理を施した後、通常のＣＶＤによって、内層に５μ
ｍの厚さのＴｉＣ、外層に１μｍの厚さの酸化アルミニ
ウムを被覆し、下記の切削条件で切削テストを行なっ
た。
【０１００】切削条件７（耐摩耗性テスト） 切削速度：３５０ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＣＭ４１５ 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：２０ｍｉｎ 切込み：２．０ｍｍ切削条件８（靭性テスト） 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＣＭ４３５（４溝材） 送り：０．２０〜０．４０ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：３０ｓｅｃ 切込み：２．０ｍｍ ８回繰返し 上記切削テストの結果を、下記の表１８に示す。上記サ
ンプルのうちには、母材表面に硬質相の消滅層を有する
ものと、有しないものがある。このような硬質相の消滅
層を、Ａ層と列記する。各サンプルのＡ層の厚みは、上
記表１７の最右欄に示されている。
ンプルのうちには、母材表面に硬質相の消滅層を有する
ものと、有しないものがある。このような硬質相の消滅
層を、Ａ層と列記する。各サンプルのＡ層の厚みは、上
記表１７の最右欄に示されている。
【０１０１】
【表１８】
【０１０２】（実施例１０）原料粉末として、４μｍ粒
度のＷＣ、１〜２μｍ粒度のＺｒＮ、ＨｆＮ、（Ｚｒ，
Ｈｆ）Ｃ（５０ｍｏｌ％ＺｒＣ組成のもの）、ＴｉＣ、
ＴｉＮ、ＴａＣ、ＮｂＣ、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（３０ｗｔ
％ＴｉＣ，２５ｗｔ％ＴｉＮで、残りがＷＣ組成のも
の）、（Ｚｒ，Ｗ）ＣＮ（９０ｍｌｏ％ＺｒＣＮで、残
りがＷＣ組成のもの）、（Ｈｆ，Ｗ）ＣＮ（９０ｍｏｌ
％ＨｆＣＮで、残りがＷＣ組成のもの）、（Ｔｉ，Ｈ
ｆ）Ｃ（ＴｉＣが５０ｍｏｌ％組成のもの）、Ｃｏ、お
よびＮｉを、それぞれ用意して、表１９に示す組成から
なる完粉を、上記実施例９と同様にして形成した。この
完粉を用いて、ＣＮＭＧ１２０４０８の形状でチップに
プレス成形した後、１０００℃から１４５０℃まで、５
℃／ｍｉｎで、Ｈ2 雰囲気中において昇温した。１４５
０℃で１時間真空中において保持した後、冷却した。次
に、この焼結体を母材として、刃先処理を施した後、通
常のＣＶＤによって、内層に５μｍの厚さのＴｉＣ、外
層に１μｍの厚さの酸化アルミニウムを被覆して、下記
の表１９に示す本発明品のサンプル１８〜２５を形成し
た。サンプル２６〜３４は、本発明の組成の範囲からは
ずれる組成を有する比較品である。
度のＷＣ、１〜２μｍ粒度のＺｒＮ、ＨｆＮ、（Ｚｒ，
Ｈｆ）Ｃ（５０ｍｏｌ％ＺｒＣ組成のもの）、ＴｉＣ、
ＴｉＮ、ＴａＣ、ＮｂＣ、（Ｔｉ，Ｗ）ＣＮ（３０ｗｔ
％ＴｉＣ，２５ｗｔ％ＴｉＮで、残りがＷＣ組成のも
の）、（Ｚｒ，Ｗ）ＣＮ（９０ｍｌｏ％ＺｒＣＮで、残
りがＷＣ組成のもの）、（Ｈｆ，Ｗ）ＣＮ（９０ｍｏｌ
％ＨｆＣＮで、残りがＷＣ組成のもの）、（Ｔｉ，Ｈ
ｆ）Ｃ（ＴｉＣが５０ｍｏｌ％組成のもの）、Ｃｏ、お
よびＮｉを、それぞれ用意して、表１９に示す組成から
なる完粉を、上記実施例９と同様にして形成した。この
完粉を用いて、ＣＮＭＧ１２０４０８の形状でチップに
プレス成形した後、１０００℃から１４５０℃まで、５
℃／ｍｉｎで、Ｈ2 雰囲気中において昇温した。１４５
０℃で１時間真空中において保持した後、冷却した。次
に、この焼結体を母材として、刃先処理を施した後、通
常のＣＶＤによって、内層に５μｍの厚さのＴｉＣ、外
層に１μｍの厚さの酸化アルミニウムを被覆して、下記
の表１９に示す本発明品のサンプル１８〜２５を形成し
た。サンプル２６〜３４は、本発明の組成の範囲からは
ずれる組成を有する比較品である。
【０１０３】
【表１９】
【０１０４】上記表１９に示した各サンプルについて、
下記の切削条件によって、耐摩耗性テストおよび靭性テ
ストを行なった。
下記の切削条件によって、耐摩耗性テストおよび靭性テ
ストを行なった。
【０１０５】切削条件９（耐摩耗性テスト） 切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＣＭ４１５ 送り：０．５ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：４０ｍｉｎ 切込み：１．５ｍｍ切削条件１０（靭性テスト） 切削速度：１００ｍ／ｍｉｎ 被削材：ＳＣＭ４３５（４溝材） 送り：０．１５〜０．２５ｍｍ／ｒｅｖ 切削時間：３０ｓｅｃ 切込み：２．０ｍｍ ８回繰返し 上記評価試験の結果を下記の表２０に示す
【０１０６】
【表２０】
【０１０７】（実施例１１）実施例９で形成した表１７
のサンプル３および実施例１０で形成した表１９のサン
プル１９を用いて、室温および高温で、抗析力および高
温硬度を測定した。硬度測定時の荷重は５ｋｇ、その結
果を下記の表２１および図６に示す。なお、比較品（表
１７におけるサンプル１７）についての同一の試験結果
も併せて示す。この試験結果から、本発明品であるサン
プル３および１９は、比較品１７に比べて、高温での抗
析力および硬度が高いことがわかる。
のサンプル３および実施例１０で形成した表１９のサン
プル１９を用いて、室温および高温で、抗析力および高
温硬度を測定した。硬度測定時の荷重は５ｋｇ、その結
果を下記の表２１および図６に示す。なお、比較品（表
１７におけるサンプル１７）についての同一の試験結果
も併せて示す。この試験結果から、本発明品であるサン
プル３および１９は、比較品１７に比べて、高温での抗
析力および硬度が高いことがわかる。
【０１０８】
【表２１】
【０１０９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の第１およ
び第２の局面における被覆超硬合金部材によれば、その
切刃稜線部にも、脱β層、結合相富化層、あるいは硬度
低下層が形成されるため、耐摩耗性を劣化させることな
く、耐欠損性を向上させることができる。
び第２の局面における被覆超硬合金部材によれば、その
切刃稜線部にも、脱β層、結合相富化層、あるいは硬度
低下層が形成されるため、耐摩耗性を劣化させることな
く、耐欠損性を向上させることができる。
【０１１０】また、本発明の第３および第４の局面にお
ける被覆超硬合金部材の硬質相、結合相および被覆層の
組成を有することにより、特に高速の切削条件下での工
具の耐摩耗性と耐欠損性のバランスが向上し、高能率加
工が可能でしかも耐久性の優れた工具が実現される。
ける被覆超硬合金部材の硬質相、結合相および被覆層の
組成を有することにより、特に高速の切削条件下での工
具の耐摩耗性と耐欠損性のバランスが向上し、高能率加
工が可能でしかも耐久性の優れた工具が実現される。
【０１１１】本発明の製造方法は、本発明の第１ないし
第４の局面における被覆超硬合金を製造するのに最適な
方法であり、その実施により耐摩耗性、耐欠損性の優れ
た被覆超硬合金部材を得ることができる。
第４の局面における被覆超硬合金を製造するのに最適な
方法であり、その実施により耐摩耗性、耐欠損性の優れ
た被覆超硬合金部材を得ることができる。
【図１】ＩＳＯ規格におけるＣＮＭＧ１２０４０８のチ
ップ形状を示す斜視図である。
ップ形状を示す斜視図である。
【図２】（ａ）は、本発明の第１の実施例における被覆
超硬合金部材の切刃稜線部における断面を示す組織写
真、（ｂ）はその模式図である。
超硬合金部材の切刃稜線部における断面を示す組織写
真、（ｂ）はその模式図である。
【図３】（ａ）は、従来の被覆超硬合金部材の切刃稜線
部における断面を示す組織写真、（ｂ）はその模式図で
ある。
部における断面を示す組織写真、（ｂ）はその模式図で
ある。
【図４】（ａ）は、本発明の他の実施例における被覆超
硬合金部材の切刃稜線部における断面を示す模式図、
（ｂ）は、（ａ）に示す部材との比較用に用いられた部
材の切刃稜線部における断面を示す模式図である。
硬合金部材の切刃稜線部における断面を示す模式図、
（ｂ）は、（ａ）に示す部材との比較用に用いられた部
材の切刃稜線部における断面を示す模式図である。
【図５】（ａ）は、本発明のさらに他の実施例における
被覆超硬合金部材の切刃稜線部における断面を示す模式
図、（ｂ）は、（ａ）の部材との比較用として用いられ
る部材の切刃稜線部における断面を示す模式図である。
被覆超硬合金部材の切刃稜線部における断面を示す模式
図、（ｂ）は、（ａ）の部材との比較用として用いられ
る部材の切刃稜線部における断面を示す模式図である。
【図６】本発明のさらに他の実施例における２種類の被
覆超硬合金部材と、従来の被覆超硬合金部材とについて
の、Ｈｖ硬度と温度との関係を示すグラフである。
覆超硬合金部材と、従来の被覆超硬合金部材とについて
の、Ｈｖ硬度と温度との関係を示すグラフである。
１ 切刃稜線部 ２ 被覆層 ３ 脱β層 ４ 結合相富化層および／または硬度低下層
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成５年７月２１日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図２
【補正方法】変更
【補正内容】
【図２】（ａ）は、本発明の第１の実施例における被覆
超硬合金部材の切刃稜線部における断面を示す金属組織
写真、（ｂ）はその模式図である。
超硬合金部材の切刃稜線部における断面を示す金属組織
写真、（ｂ）はその模式図である。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図３
【補正方法】変更
【補正内容】
【図３】（ａ）は、従来の被覆超硬合金部材の切刃稜線
部における断面を示す金属組織写真、（ｂ）はその模式
図である。
部における断面を示す金属組織写真、（ｂ）はその模式
図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 16/30 7325−4Ｋ (72)発明者 中堂 益男 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住友 電気工業株式会社伊丹製作所内
Claims (23)
- 【請求項１】 １種以上の鉄族金属を結合金属とし、周
期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化物、
炭窒化物、炭酸窒化物から選ばれた１種以上を硬質相と
する超硬合金母材の表面に、被覆層を有する被覆超硬合
金部材において、 前記硬質相は、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化
物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１種以上とＷＣ
とを含み、 この超硬合金母材の切刃稜線部の最表面に、ＷＣおよび
鉄族金属のみからなる層を有し、 前記被覆層は、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の
炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硼化物、および酸
化アルミニウムからなる群より選ばれた１種以上の単層
または多重層であることを特徴とする、被覆超硬合金部
材。 - 【請求項２】 母材表面におけるＷＣおよび鉄族金属の
みからなる層の厚さが、切刃稜線部を構成する面の平坦
部で５〜５０μｍ、切刃稜線部で前記平坦部における厚
さの０．１〜１．４倍であることを特徴とする、請求項
１記載の被覆超硬合金部材。 - 【請求項３】 前記硬質相は、Ｚｒおよび／またはＨｆ
の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１種以上と、
５ａ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１
種以上との固溶体、およびＷＣを含むことを特徴とす
る、請求項１または請求項２記載の被覆超硬合金部材。 - 【請求項４】 ＷＣおよび鉄族金属のみからなる表層領
域から深さ１〜２００μｍの合金内部にわたって、硬質
相中のＶＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ば
れた１種以上の金属成分が、それよりも内側の領域に比
べて多く含まれていることを特徴とする、請求項３記載
の被覆超硬合金部材。 - 【請求項５】 ＷＣおよび鉄族金属のみからなる表層領
域から深さ１〜２００μｍの合金内部にわたって、Ｚｒ
および／またはＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物より選
ばれた１種以上の金属成分は、それよりも内側の領域と
同じ重量比を有し、かつ、硬質相中のＶＢ族金属の炭化
物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１種以上の金属成分
のみの重量比が内側の領域よりも多く含まれていること
を特徴とする、請求項３記載の被覆超硬合金部材。 - 【請求項６】 ＷＣおよび鉄族金属のみからなる表層領
域から深さ１〜２００μｍにわたって、それよりも内側
に比べて硬度が高い領域を有し、その領域の最高硬度
が、Ｈｖ硬度、荷重５００ｇで表わして、１４００〜１
９００ｋｇ／ｍｍ2 の範囲であることを特徴とする、請
求項３、４または５記載の被覆超硬合金部材。 - 【請求項７】 切刃稜線部の母材最表面に、η相を含ま
ないことを特徴とする請求項３記載の被覆超硬合金部
材。 - 【請求項８】 １種以上の鉄族金属を結合金属とし、周
期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化物、
炭窒化物、炭酸窒化物から選ばれた１種以上を硬質相と
する超硬合金母材の表面に、被覆層を有する被覆超硬合
金部材において、 前記硬質相は、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化
物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１種以上と、Ｗ
Ｃとを含み、 この超硬合金母材の切刃稜線部の最表面に、結合金属が
母材内部に比べて多い結合相富化層を有し、 前記被覆層は、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の
炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化物、硼化物、および酸
化アルミニウムから選ばれた１種以上の単層または多重
層であることを特徴とする、被覆超硬合金部材。 - 【請求項９】 前記結合相富化層の厚さが、切刃稜線部
を構成する面の平坦部で５〜５０μｍ、切刃稜線部で前
記平坦部における厚さの０．１〜１．４倍であることを
特徴とする、請求項８記載の被覆超硬合金部材。 - 【請求項１０】 切刃稜線部の被覆層直下の母材表面か
ら深さ２〜５０μｍまでの範囲における結合金属の量
が、母材内部の結合金属の量に対して重量比で１．５〜
５倍であることを特徴とする、請求項８または９記載の
被覆超硬合金部材。 - 【請求項１１】 被覆層直下の母材表面から深さ２〜５
０μｍまでの範囲に、母材内部と比較して硬度が低下し
た硬度低下層を有することを特徴とする、請求項８、９
または１０記載の被覆超硬合金部材。 - 【請求項１２】 母材の内部硬度が５００ｇ荷重のビッ
カース硬度で、１３００〜１７００ｋｇ／ｍｍ2 であ
り、かつ切刃稜線部の硬度低下層における硬度が前記内
部硬度の０．６〜０．９５倍であることを特徴とする、
請求項８、９、１０または１１記載の被覆超硬合金部
材。 - 【請求項１３】 前記硬質層が、Ｚｒおよび／またはＨ
ｆの炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１種以上
と、ＶＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれ
た１種以上との固溶体、およびＷＣを含むことを特徴と
する、請求項８記載の被覆超硬合金部材。 - 【請求項１４】 前記結合相富化層の表層領域から深さ
１〜２００μｍにわたって、硬質相中の５ａ族金属の炭
化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１種以上の金属成
分が、その範囲よりも内側に比べて多い重量比を有する
ことを特徴とする、請求項１３記載の被覆超硬合金部
材。 - 【請求項１５】 前記結合相富化層の表層領域から深さ
１〜２００μｍにわたって、Ｚｒおよび／またはＨｆの
炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１種以上の金属
成分は合金内部と同じ重量比を有し、かつ、硬質相中の
ＶＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物より選ばれた１
種以上の金属成分のみが、内部に比べて多い重量比を有
することを特徴とする、請求項１３記載の被覆超硬合金
部材。 - 【請求項１６】 前記結合相富化層の表層領域から深さ
１〜２００μｍにわたって、それよりも内側に比べて硬
度が高い領域を有し、その最高硬度がＨｖ硬度、荷重５
００ｇで表わして、１４００〜１９００ｋｇ／ｍｍ2 の
範囲であることを特徴とする、請求項１３、１４または
１５記載の被覆超硬合金部材。。 - 【請求項１７】 前記切刃稜線部の母材最表面に、η相
を含まないことを特徴とする請求項８記載の被覆超硬合
金部材。。 - 【請求項１８】ＷＣと、鉄族金属の１種またはそれ以上
とを結合金属とする被覆超硬合金部材において、 Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物お
よびこれらの２種以上の固溶体からなる群より選ばれた
１種以上からなる硬質相を、０．３ｗｔ％から１５ｗｔ
％、 結合相としてＣｏのみ、またはＣおよびＮｉを２ｗｔ％
から１５ｗｔ％含有し、 残りが、ＷＣと不可避不純物からなる超硬合金母材の表
面に、 周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族の炭化物、窒化物、酸
化物、硼化物および酸化アルミニウムのうちの１種もし
くはそれ以上からなる単層または多重層を被覆したこと
を特徴とする、被覆超硬合金部材。 - 【請求項１９】 被覆層直下の母材表面から深さ２〜１
００μｍの範囲に、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、
窒化物、炭窒化物およびこれらの２種以上の固溶体から
なる群より選ばれた１種以上からなる硬質相が消失また
は減少していることを特徴とする、請求項１８記載の被
覆超硬合金部材。 - 【請求項２０】 ＷＣと、鉄族金属の１種またはそれ以
上とを結合金属とする被覆超硬合金部材において、 Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒化物、炭窒化物お
よびこれらの２種以上の固溶体からなる群より選ばれた
１種以上からなる硬質相を、０．３ｗｔ％から１５ｗｔ
％、 ＺｒおよびＨｆを除く周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族
金属の炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの２種以
上の固溶体からなる群より選ばれた１種以上からなる硬
質相を０．０３ｗｔ％から３５ｗｔ％、 結合相として、Ｃｏのみ、またはＣｏおよびＮｉを２ｗ
ｔ％から１５ｗｔ％を含有し、 残りがＷＣと不可避不純物とからなる超硬合金母材の表
面に、周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、
窒化物、酸化物、硼化物および酸化アルミニウムのうち
の１種もしくはそれ以上からなる単層または多重層を被
覆したことを特徴とする、被覆超硬合金部材。 - 【請求項２１】 被覆層直下の母材表面から深さ２〜１
００μｍの範囲において、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭
化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの２種以上の固溶
体からなる群より選ばれた１種以上からなる硬質相と、
ＺｒおよびＨｆを除く周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族
金属の炭化物、窒化物、炭窒化物およびこれらの２種以
上の固溶体からなる群より選ばれた１種以上からなる硬
質相とが、消失または減少していることを特徴とする、
請求項２０記載の被覆超硬合金部材。 - 【請求項２２】 １種以上の鉄族金属からなる結合金属
と、少なくとも、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒
化物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１種以上と、
ＷＣとを含む硬質相の粉末を焼結する工程と、 切刃稜線部の最表面に、ＷＣおよび結合金属のみからな
る層、結合相富化層、あるいは硬度低下層が残存する範
囲内において、研削または研摩して面取り形状または湾
曲面上に角落とし加工する工程と、周期律表ＩＶＢ、Ｖ
Ｂ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化物、炭窒化物、酸化
物、硼化物および酸化アルミニウムから選ばれた１種以
上の単層または多重層の被覆層を被覆する工程とを備え
たことを特徴とする、被覆超硬合金部材の製造方法。 - 【請求項２３】 １種以上の鉄族金属からなる結合金属
と、少なくとも、Ｚｒおよび／またはＨｆの炭化物、窒
化物、炭窒化物、炭酸窒化物より選ばれた１種以上と、
ＷＣとを含む硬質相の粉末を、予め金型を用いたプレス
成形によって切刃稜線部が角落しされた形状に成形した
後、焼結する工程と、 周期律表ＩＶＢ、ＶＢ、ＶＩＢ族金属の炭化物、窒化
物、炭窒化物、酸化物、硼化物および酸化アルミニウム
から選ばれた１種以上の単層または多重層の被覆層を被
覆する工程とを備えたことを特徴とする、被覆超硬合金
部材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08343893A JP3235259B2 (ja) | 1992-04-17 | 1993-04-09 | 被覆超硬合金部材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12554192 | 1992-04-17 | ||
| JP4-125541 | 1992-04-17 | ||
| JP4-142220 | 1992-05-06 | ||
| JP14222092 | 1992-05-06 | ||
| JP18251192 | 1992-07-09 | ||
| JP4-182511 | 1992-07-09 | ||
| JP08343893A JP3235259B2 (ja) | 1992-04-17 | 1993-04-09 | 被覆超硬合金部材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0673560A true JPH0673560A (ja) | 1994-03-15 |
| JP3235259B2 JP3235259B2 (ja) | 2001-12-04 |
Family
ID=27466827
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08343893A Expired - Lifetime JP3235259B2 (ja) | 1992-04-17 | 1993-04-09 | 被覆超硬合金部材およびその製造方法 |
Country Status (1)
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|---|---|
| JP (1) | JP3235259B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002210603A (ja) * | 2001-01-19 | 2002-07-30 | Sumitomo Electric Ind Ltd | スローアウェイチップ |
| JP2008179859A (ja) * | 2007-01-25 | 2008-08-07 | Tungaloy Corp | 超硬合金および被覆超硬合金 |
| JP2010524710A (ja) * | 2007-04-27 | 2010-07-22 | デグテック エルティーディー | コーティングされた超硬合金切削工具とその製造のための前処理及びコーティング方法 |
| JP2011218481A (ja) * | 2010-04-08 | 2011-11-04 | Mitsubishi Materials Corp | 炭窒化チタン基サーメット製切削インサートおよびその製造方法 |
| JPWO2022085649A1 (ja) * | 2020-10-21 | 2022-04-28 | ||
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1993
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Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002210603A (ja) * | 2001-01-19 | 2002-07-30 | Sumitomo Electric Ind Ltd | スローアウェイチップ |
| JP2008179859A (ja) * | 2007-01-25 | 2008-08-07 | Tungaloy Corp | 超硬合金および被覆超硬合金 |
| JP2010524710A (ja) * | 2007-04-27 | 2010-07-22 | デグテック エルティーディー | コーティングされた超硬合金切削工具とその製造のための前処理及びコーティング方法 |
| JP2011218481A (ja) * | 2010-04-08 | 2011-11-04 | Mitsubishi Materials Corp | 炭窒化チタン基サーメット製切削インサートおよびその製造方法 |
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